Motamedi [15] nghiên cứu ảnh hưởng của nhiệt độ đến sự thay đổi cơ tính của nano nhơm. Kết quả chỉ ra rằng, mật độ lệch tăng lên khi tăng tốc độ biến dạng, kết luận này tương tự như tác giả luận văn quan sát thấy từ kết quả mô phỏng số.
Lệch là một dạng khuyết tật có sẵn trong tinh thể kim loại, chúng phân bố một cách bất kỳ, các lệch có thể cắt nhau tại các vị trí gọi là các nút lệch. Hình ảnh lệch phân bố trong khơng gian mạng tinh thể tạo thành lưới lệch hay rừng lệch. Trạng thái ổn định nhất là tại mỗi nút có ba lệch gặp nhau. Các lệch có trong mạng tinh thể đã được các nhà khoa học đặt tên như: Lệch hoàn chỉnh Perfect (blue) 1/ 2 11 0 ; Lệch khơng hồn chỉnh Shockley (green) 1/ 6 11 2 ; Lệch khơng hồn chỉnh: Stair-rod (purple)1/ 6 11 0 , Hirth(yellow)1/ 3 1 0 0 , Frank1/ 3 111 . Hiện nay, các nhà khoa học đã tìm ra được nhiều lệch khơng hồn chỉnh khác, các lệch này chưa được đặt tên khoa học. Các lệch chưa được đặt tên được gọi chung là lệch other. Trong mô phỏng động học phân tử khi dùng phần mềm OVITO để phân tích thì các lệch chưa được đặt tên cũng được phần mềm mặc định là lệch “Other”.
36
Hình 3.6 Chiều dài lệch các loại lệch ở các nhiệt độ của hợp kim nhơm A5052
Hình 3.6 cho thấy các lệch khơng hồn chỉnh Shockley 1/ 6 112 và Stair- rod hình thành nhiều trong hợp kim Nhôm A5052 khi biến dạng. Lệch Shockey
1/ 6 112 chiếm tỷ lệ cao cao nhất ở mọi nhiệt độ khảo sát. Tổng chiều dài lệch Shockey vượt quá 800A0 ở 77 độ K, 1400 A0 ở nhiệt độ 300 độ K, và 1600 A0 ở nhiệt độ 448 độ K. Từ đó có thể thấy rằng khi biến dạng vật liệu này ở trạng thái ấm, tổng chiều dài các lệch tăng lên đáng kể, giá trị của nó xấp xỉ 2000 A0. Trong khi biến dạng ở trạng thái nguội, tổng chiều dài các lệch có giá trị trung gian.
Trong quá trình biến dạng dẻo, các lệch trong mạng tinh thể cắt nhau tại các nút, mỗi nút có thể nhiều hơn ba lệch cắt nhau trở lên (Hình 3.7). Những nút lệch như vậy ln có xu hướng biến thành nút lệch có 3 lệch cắt nhau nhằm giảm năng lượng tự do của hệ thống, một lệch có năng lượng cao ln có xu hướng phân tách thành hai lệch mới tổng năng lượng thấp hơn. Hiện tượng này gọi là sự phân tách lệch, các lệch sau khi phân tách lại tiếp tục phát triển mở rộng vòng lệch làm cho số lượng và tổng chiều dài các lệch tăng nhanh cùng với sự gia tăng của mức độ biến dạng. 0 400 800 1200 1600 2000 Other 1/2<110> (Perfect) 1/6<112> (Shockley) 1/6<110> (Stair-rod) 1/3<100> (Hirth) 1/3<111> (Frank) Total Length D isloc at ion len gt h (A 0 ) Type of dislocations 77K 300K 448K
37
Hình 3.7 Lệch cắt nhau tại các nút lệch tại mức độ biến dạng 0.1
Sự có mặt của lệch trong mạng tinh thể làm cho các nguyên tử xung quanh lệch xê dịch khỏi vị trí cân bằng cũ của nó, chúng có thể đẩy nhau hoặc hút nhau tùy thuộc vào tính chất của lệch là cùng dấu hay trái dấu. Nói một cách khác, lệch gây ra trường ứng suất và biến dạng đàn hồi làm cho năng lượng của hệ thống tăng lên. Hệ thống ln có xu hướng giảm năng lượng để trở về trạng thái cân bằng, ổn định với năng lượng tự do thấp nhất. Để giảm năng lượng thì phản ứng kết hợp hoặc phân tách lệch không ngừng xảy ra trong mạng tinh thể.
Lệch hồn chỉnh phân hóa thành hai lệch thành phần Shockley công thức 3.5, khi phân tách lệch mới hình thành, giữa hai lệch hình thành vùng khuyết tật xếp với cấu trúc mạng là HCP: 2 a [101] → 3 a [111] + 6 a [121] (3.5) 2 a [101] → 6 a [211] + 6 a [112] (3.6) Khuyết tật xếp a) Phản ứng phân tách lệch b) Khuyết tật xếp
38
Sự phân hóa lệch hình thành nên các vùng khuyết tật xếp làm thay đổi thứ tự sắp xếp các nguyên tử trong mạng tinh thể, làm biến đổi cấu trúc mạng, từ đó dẫn đến một số hệ quả về tính chất cơ học của vật liệu thay đổi.
Rõ ràng là phản ứng phân hóa lệch chính là sự giảm năng lượng của hệ thống, do năng lượng tỉ lệ với độ lớn của véc tơ Burger bình phương nên tương quan năng lượng trong phản ứng phân hóa lệch theo cơng thức 3.5 là:
2 2 2 2 3 6 2 6 6 a a a (3.7)
còn trong phản ứng thứ hai theo công thức 3.6:
2 2 2 2 6 6 2 6 6 a a a (3.8)
Ngoài phản ứng phân tách lệch, các lệch khơng hồn chỉnh cịn kết hợp với nhau tạo thành một lệch mới: Lệch hồn chỉnh (Perfect) được hình thành từ sự kết hợp của hai lệch thành phần Shockley và Frank theo công thức 3.9.
(3.9)
a) Phản ứng kết hợp lệch b) Khuyết tật xếp
Hình 3.9 Sự kết hợp giữa các lêch thành phần tạo thành lệch hoàn chỉnh
Các lệch khơng hồn chỉnh di chuyển trên hệ mặt {111}, chúng gặp nhau, cắt nhau tại giao của các mặt phẳng thuộc hệ trên tạo thành một lệch mới, lệch mới
39
nằm cố định tại một vị trí nó cản trở các lệch khác chuyển động gọi là khóa lệch Lomer – Cottrell theo cơng thức (3.10).
(3.10)
Hình 3.10 Khóa lệch Lomer – Cottrell
Hình 3.11 Khóa lệch Lomer – Cottrell tại nhiệt độ 77 K với mức độ biến dạng 0,12
Trên hình 3.11 là các lệch khơng hồn chỉnh trong tinh thể của hợp kim nhôm A5052 gồm Shockley, Hirth, Frank và Other. Các lệch Hirth, Perfect và Stair-rod ít xuất hiện, cịn lệch Frank chiếm tỉ lệ thấp nhất. Lệch Hirth được hình thành từ tương tác giữa hai lệch Other và một lệch Shockley theo công thức 3.11.
1 1 1 1
1 2 7 2 1 0 2 11 0 0 1
18 3 6 3 (3.11)
Trên hình 3.11 cũng biểu thị quá trình một lệch Perfect phân tách ra thành hai lệch Shockley. Trong khi đó, hình 3.11 cho thấy quá trình từ hai lệch
40
Shockley tương tác với nhau tạo thành một lệch Strair-rod theo phản ứng phân tách lệch 3.12 và 3.13. 1 1 1 1 0 1 11 2 1 2 1 2 6 6 (3.12) 1 1 1 1 2 1 1 2 1 11 0 6 6 6 (3.13)
Hình 3.12 Sự phát triển của cấu trúc HCP trong quá trình biến dạng hợp kim A5052 tại nhiệt độ 77 K
Như có thể thấy ở trên hình 3.12, cấu trúc HCP hình thành phụ thuộc vào lệch Shockley trong quá trình biến dạng, cấu trúc này được bao bọc bởi các đường lệch Shockley. Các lệch này càng lan rộng thì cấu trúc HCP càng chiếm tỉ lệ cao trong mạng tinh thể.
Tại biên giới hạt thì các nguyên tử có độ linh động cao hơn, với năng lượng bề mặt cao nên quá trình khuếch tán ở đây xảy ra mạnh hơn so với vùng bên trong hạt. Do đó, biên hạt có tương tác mạnh đối với các loại sai lệch khác (nguyên tử tạp chất, nút trống, lệch) [41].
Biên giới hạt là chướng ngại hiệu quả đối với lệch. Tác động hãm chuyển động của lệch là do định hướng mặt trượt bị thay đổi khi chuyển qua biên giới và bản thân biên giới lại có sắp xếp nguyên tử không trật tự thông thường. Để lệch với véc tơ Burger xác định chuyển từ hạt này sang hạt khác cần có ngoại lực rất lớn, cỡ ứng suất xê dịch lý thuyết trong mạng lý tưởng. Vì vậy, khi đến gần biên giới hạt lệch sẽ dừng lại. Lệch tiếp theo trượt trên cùng mặt phẳng tiến về phía
41
biên giới bị lực đẩy từ phía lệch đã dừng lại trước, nên sau khi đến gần biên giới cũng bị dừng lại. Như thế, gần biên giới hạt, như một chướng ngại, sẽ hình thành một tập hợp lệch. Trường ứng suất từ tập hợp lệch của mỗi hạt có thể chuyển đàn hồi qua biên giới hạt và làm các nguồn lệch ở các hạt bên cạnh hoạt động. Như vậy, biến dạng dẻo truyền từ hạt này sang hạt khác không bằng cách di chuyển trực tiếp lệch biên giới hạt mà gián tiếp bằng cách tiếp sức do trường ứng suất đàn hồi tồn tại trong mạng tinh thể chứa lệch [41].
a. Vòng lệch Shockley
b. Stacking-faults (HCP)
Hình 3.13 Vịng lệch Shockley và cấu trúc HCP tại nhiệt độ 77 K
Để đặc trưng định hướng của lệch, véc tơ Burger hay còn gọi là véc tơ trượt. Khi tinh thể có chứa lệch thì năng lượng tự do của hệ sẽ cao hơn. Véc tơ Burger đại diện cho phần năng lượng, véc tơ này là thông số quan trọng đánh giá các quá trình liên quan đến lệch như quá trình biến dạng, q trình hóa bền, chuyển biến pha…Để xác định một lệch thuộc lệch biên, lệch xoắn hay lệch hỗn hợp ta chỉ cần xác định véc tơ Burger của lệch. Nếu véc tơ này vng góc với trục lệch thì lệch đó là lệch biên, cịn véc tơ Burger của lệch xoắn ln song song với trục lệch. Đối với lệch hỗn hợp thì véc tơ Burger tách thành hai thành phần, một thành phần song song và thành phần còn lại vng góc với trục lệch. Trên
42
hình 3.14 biểu thị véc tơ Burger của các lệch trong mạng tinh thể của Nhôm A5052 sau biến dạng. Các véc tơ màu xanh biểu thị lệch biên, màu đỏ biểu thị lệch xoắn, còn lại là lệch hỗn hợp.
Hình 3.14 Các loại lệch hình thành trong mạng tinh thể sau biến dạng
3.3.2 Hàm Phân bố hướng tâm (RDF)
Để mô tả đặc điểm cấu trúc cấp độ nguyên tử của vật liệu và quan sát sự thay đổi về độ dài liên kết của các nguyên tử trong quá trình biến dạng cơ học, tác giả đã sử dụng hàm phân bố hướng tâm (RDF).
Do đó, để quan sát được các trạng thái của các nguyên tử trong quá trình biến dạng, ở đây tác giả chỉ xét hai nguyên tố chính là Al và Mg. Vì vậy, hàm phân bố hướng tâm tổng (RDF) của Al và Mg đã được xác định và được thể hiện trong các hình 3.15, 3.16 và 3.17. Các đồ thị này cũng cung cấp thông tin về cả cấu trúc trung bình và sự sắp xếp nguyên tử cục bộ trong mạng tinh thể.
43
Hình 3.15 biểu thị hàm phân bố hướng tâm của Al-Al tại các nhiệt độ khác nhau và ở trạng thái cân bằng. Trên hình thể hiện xác suất tìm thấy nguyên tử nhôm lớn nhất là tại trạng thái ban đầu với bán kính cắt 𝑟 = 2,9(Å). Tại ba nhiệt
độ thực hiện trong MPĐLHPT, xác suất tìm thấy ngun tử nhơm khơng khác nhau nhiều tại bán kính cắt 𝑟 = 2,8(Å). Tuy nhiên, đối với đỉnh thứ hai trong
RDF của Al-Al, Al-Mg, Mg-Mg đạt được tại 𝑟 = 3,1(Å) lớn hơn trước khi biến dạng cho thấy sự thay đổi về lực liên kết giữa các ngun tử nhơm.
Hình 3.16 Đồ thị hàm phân bố hướng tâm Al-Mg tại ba nhiệt độ
Hình 3.16 biểu thị hàm phân bố hướng tâm của Al-Mg tại các nhiệt độ khác nhau và tại trạng thái cân bằng ban đầu. Trên hình thể hiện xác suất tìm thấy nguyên tử ma giê lớn nhất là tại trạng thái ban đầu với bán kính cắt 𝑟 = 2,9(Å). Tại ba nhiệt độ thực hiện trong MPĐLHPT, xác suất tìm thấy ngun tử ma giê khác nhau khơng đáng kể tại bán kính cắt 𝑟 = 2,75(Å). Tuy nhiên, đối với đỉnh thứ hai trong RDF của Al-Al, Al-Mg, Mg-Mg đạt được tại 𝑟 = 3,2(Å) lớn hơn
44
Hình 3.17 Đồ thị hàm phân bố hướng tâm Mg-Mg tại ba nhiệt độ khác nhau
Hình 3.17 biểu thị hàm phân bố hướng tâm của Mg-Mg tại các nhiệt độ khác nhau và tại trạng thái cân bằng. Trên hình thể hiện xác suất tìm thấy nguyên tử ma giê lớn nhất tại bán kính cắt 𝑟 = 2,1(Å) với nhiệt độ là 448 K, với hai
nhiệt độ cịn lại, xác suất tìm thấy ngun tử ma giê khác nhau khơng đáng kể tại bán kính cắt 𝑟 = 2,8(Å). Tuy nhiên, đối với đỉnh thứ hai trong RDF của Al-Al,
Al-Mg, Mg-Mg đạt được tại 𝑟 = 3,2(Å) lớn hơn trước khi biến dạng cho thấy sự thay đổi về liên kết giữa các nguyên tử.
Từ kết quả mô phỏng động học phân tử ta thấy cấu trúc của hợp kim nhôm A5052 sau khi biến dạng với các nhiệt độ khác nhau có sự thay đổi. Vì vậy, các tính chất cơ học cũng khác nhau, phụ thuộc vào nhiệt độ.
CHABBA Hanae [43] đã nghiên cứu hành vi nén của Al-Mg bằng mô phỏng động học phân tử. Kết quả cho thấy, hàm phân bố hướng tâm giảm sau khi biến dạng nhưng khơng có sự thay đổi lớn. Sự sai khác so với kết quả trong nghiên cứu này là do điều kiện biến dạng và thành phần ma giê khác nhau giữa hai nghiên cứu.
3.3.3 Đặc điểm cấu trúc vi mơ
Như đã phân tích ở trên, trong quá trình biến dạng dẻo lệch sinh ra và mật độ lệch tăng theo mức độ biến dạng. Vì vậy, mật độ lệch tăng dẫn đến việc hình
45
thành nên các sai lệch xếp trong cấu trúc như khuyết tật xếp, biên giới song tinh. Điều này dẫn đến sự thay đổi kiểu mạng tinh thể trong vật liệu sau biến dạng.
Hình 3.18 Sự thay đổi cấu trúc mạng của hợp kim nhôm A5052 ở 77 K
Để có thể quan sát được sự biến đổi cấu trúc vi mơ trong q trình biến dạng, trật tự sắp xếp nguyên tử cục bộ, tác giả đã sử dụng phân tích lân cận chung trong phần mềm OVITO. Hình 3.18 là những ảnh 3D được chụp bằng OVITO trong quá trình biến dạng hợp kim nhôm A5052 tại nhiệt độ 77 K.
Quan sát hình 3.18 ta thấy, tại mức độ biến dạng nhỏ, hộp mô phỏng chủ yếu là cấu trúc lập phương tâm mặt FCC (hình 3.18a) vào khoảng 90% của nguyên tử Al, chỉ có khoảng 9% là cấu trúc vơ định hình thuộc biên giới hạt và xấp xỉ 0,05% cấu trúc lục phương xếp chặt của nguyên tử Mg. Số nguyên tử còn lại là nguyên tử Cr, Si. Các cấu trúc tinh thể được quy định theo màu sắc trong phần mềm OVITO. BCC, FCC, HCP cấu trúc vơ định hình có màu tương ứng với xanh lam, xanh lục, đỏ và trắng. Trong q trình biến dạng, có sự biến đổi đáng kể từ cấu trúc từ FCC sang BCC, HCP và vơ định hình.
Như có thể thấy từ hình 3.18, các loại cấu trúc tinh thể của hợp kim nhơm A5052 đã biến đổi trong cả q trình biến dạng. Ở trạng thái ban đầu, khi chưa được biến dạng, cấu trúc tinh thể của vật liệu hầu như là FCC. Nhưng tỷ lệ giữa các cấu trúc này thay đổi dần theo mức độ biến dạng. Các cấu trúc BCC và HCP bắt đầu xuất hiện tại mức độ biến dạng bằng 0,05 (Hình 3.18b), và quá trình biến đổi tăng mạnh từ FCC sang BCC, HCP và vơ định hình theo thời gian mơ phỏng. Tại mức độ biến dạng bằng 0,1 (hình 3.18c) cho ta thấy mạng tinh thể đã xuất hiện nhiều khuyết tật xếp và song tinh, và cấu trúc HCP xuất hiện ngày càng nhiều. Khi mức độ biến dạng đạt giá trị 𝜀 = 0,2 (Hình 3.18d) và thời gian mơ
46
cũng xuất hiện dày đặc trong mạng tinh thể hợp kim. Điều này chắc chắn làm thay đổi cơ tính của vật liệu. Số liệu đã cho thấy sự thay đổi cấu trúc đã xảy ra với tỉ lệ lớn. Hiện tượng này sẽ được phân tích cụ thể trong mục 3.4.
3.4 Ảnh hưởng của sự biến đối cấu trúc đến cơ tính của hợp kim Nhơm A5052
Bằng cơng cụ phân tích lệch DXA trong phần mềm OVITO, số nguyên tử có cấu trúc mạng biến đổi được thể hiện trên hình 3.19. Có thể thấy rằng, cấu trúc FCC giảm nhanh từ 160.000 nguyên tử giảm xuống còn dưới 1.000 nguyên tử. Bên cạnh đó, sự tăng mạnh của cấu trúc vơ định hình, từ 2.000 ngun tử lên hơn